（Ni0.75Fe0.25）78Si10B12非晶合金非等温晶化动力学效应

采用旋铸急冷工艺在大气环境中制备出了（Ni0.75Fe0.25）78Si10B12非晶合金带材。X射线衍射（XRD）分析表明样品为完全非晶。用Diamond TG／DTA差热分析仪在高纯氩气保护下测量了非晶薄带的热稳定性参数Tg，Txi，Tpi并分析其晶化行为，加热速度分别为10K／min，20K／min，30K／min，40K／min。（Ni0.75Fe0.25）78Si10B12非晶合金的Tg，Txi，Tpi均随加热速率的增加而增加，说明其玻璃转变和晶化行为均有动力学效应。分别用Kissinger法和Ozawa法计算该非晶合金的晶化激活能，2种方法的计算结果是一致的。对试样在通高纯氩气保护下，进行等温（695K，715K，745K，765K，保温60min）退火处理，利用XRD分析了非晶合金等温晶化时相转变及组织转变。合金在715K和745K温度退火时，在非晶基体上析出了单一的γ-（Fe，Ni）固溶体，平均晶粒尺寸分别约为10.3nm和18．5nm，765K退火处理后的结晶相为γ-（Fe，Ni），Fe2Si，Ni2Si和Fe3B，平均晶粒尺寸约29．6nm。     

快淬Nd-Fe-B非晶厚带的晶化过程和非等温晶化动力学

利用熔体快淬法在12 m/8的辊速下制备了Nd6Fe72B22和Nd6Fe68Ti4B17C5非晶厚带.通过DSC和XRD,并借助Kempen模型和Kissinger方程,研究了合金的非晶晶化过程及非等温晶化动力学.结果表明,两种合金厚带具有不同的晶化过程以及晶化动力学机制.Nd6Fe72B22合金的晶化过程分为三步完成:非晶相(AP)→Nd2Fe23B3→Nd2Fe14B+α-Fe+Fe3B→Nd2Fe14B+α-Fe+Fe3B+NdFe4B4,而Nd6Fi4Ti4B17C5合金一步完成晶化:AP→Nd2(Fe,Ti)14(B,C)+α-Fe+Fe3B.与Nd6Fe72B22合金由界面控制的多晶型晶化不同,Nd6Fe68Ti4B17C5合金以扩散控制的共晶型晶化为主.     

镍基块状非晶合金的晶化动力学行为

利用铜模铸造方法制备了Ni45 Ti23Zr15Si5Pd12块状非晶合金，采用扫描差热分析(DSC)和X射线衍射(XRD)对该块状非晶合金的晶化动力学行为进行了研究．结果表明：Ni45Ti23Zr15Si5Pd12块状非晶样品的晶化过程为多阶段晶化，主要晶化过程的Avrami指数大于3．0，为三维形核长大过程；随着晶化体积分数的增加，剩余非晶的晶化激活能增大，合金热稳定性增加；原子尺寸差异以及各原子间大的负混合焓是合金具有高的热稳定性的主要原因．     

NiTiZrAICuSi块体非晶合金等温晶化动力学

利用铜型铸造法制备了Ni42Ti20Zr21．5A18Cu5Si3．5块体非晶合金，采用示差扫描量热计（DSC）对Ni42Ti20Zr21．5A18Cu5Si3．5块体非晶合金的等温晶化动力学进行了研究。利用JMA方程对等温晶化过程进行了分析，结果表明该合金的等温晶化过程始于一维界面控制的形核及长大，等温晶化的主要阶段为Avrami指数大于3．0的三雏形核和长大过程。     

FeNiAlGaPBSiC非晶合金的晶化动力学

采用单辊急冷法制备了Fe68Ni1Al5Ga2P9.65B4.6Si3C6.75非晶薄带.用XRD、DSC研究合金的晶化动力学过程.结果表明:合金的玻璃转变和晶化行为均具有动力学效应,其晶化类型为初晶型和随后的共晶型反应.用Kissinger法计算得到的Eg、Ex、Ep1、Ep2分别为703、373、446、723 kJ/mol,Eg远大于Ex,表明该合金具有较高的热稳定性.     

铪基非晶合金的晶化动力学研究

采用铜模吸铸方法制备了Hf26Be18Ti18Zr18Cu7.5Ni12.5块体非晶合金.并对铪基非晶合金的晶化动力学进行了研究.结果 表明,在连续加热的条件下,根据Kissinger和Ozawa两种方法计算了铪基非晶合金的活化能.根据这两个方程的计算,观察到存在相似的值,并且得出Ex小于Ep,说明铪基非晶合金在整个晶...     

NiTiZrAlCuSi块体非晶合金等温晶化动力学

利用铜型铸造法制备了Ni42Ti20Zr21.5Al8Cu5Si3.5块体非晶合金,采用示差扫描量热计(DSC)对Ni42Ti20Zr21.5Al8Cu5Si3.5块体非晶合金的等温晶化动力学进行了研究.利用JMA方程对等温晶化过程进行了分析,结果表明该合金的等温晶化过程始于一维界面控制的形核及长大,等温晶化的主要阶段为Avrami指数大于3.0的三维形核和长大过程.     

Cu-Zr-Ag-Al非晶合金晶化过程的动力学效应

采用铜模吸铸法制备了直径3 mm的Cu_(40)Zr_(44)Ag_8Al_8大块非晶合金(BMGs),并分别利用X射线衍射仪(XRD)和同步示差扫描量热仪(DSC)对其晶化过程中显微结构的演变及其晶化动力学进行研究。结果显示,该BMGs在晶化过程中依次从非晶基体中析出Al_3Zr和Cu_10Zr_7相。采用Kissinger和Ozawa方法计算的非晶样品第一晶化峰的晶化激活能分别为315.69和312.65 k J/mol,该非晶合金具有很强的热稳定性。此外,该非晶合金晶化过程具有很强的动力学效应,特征温度对升温速率的依赖性遵循Lasocka方程,但其晶化机理函数却无明显的动力学效应,与加热速率无关。采用GM模型对30 K/min加热速率下的DSC实验数据进行拟合,发现其拟合参数由λi=5.2,n=3.4变为λi=2.5,n=4,说明该非晶合金的晶化行为遵循形核率随时间增加而不断增加的初晶型晶化规律。     

一种新的Cu基大块非晶合金非等温晶化动力学研究

采用铜模吸铸法制备了Cu56.4Zr31.02Ti6.58Al6大块非晶合金(BMGs),并利用X射线衍射仪(XRD)、透射电子显微镜(TEM)和同步示差扫描量热仪(DSC)等手段对其晶体结构、晶化激活能和晶化机制进行了研究。利用y(a)和z(a)判据检测了不同晶化模型对于该BMGs初始晶化相晶化过程的适用性。结果显示:该BMGs初晶晶化产物为Cu10Zr7相,Starink-Zahra模型可以很好地描述其晶化机制。拟合参数λi不为零,故晶化过程中软碰撞作用不可忽视;Avrami指数n由2.5减小为2.3,其晶化过程为连续形核过程中伴随着晶核受扩散控制的三维方式长大,且形核速率不断减小。     

锆基大块非晶合金的晶化动力学研究

利用差示扫描量热法(DSC)和X射线衍射法(XRD)研究了非晶合金Zr65Al10Ni10Cu15和Zr52.5Al10Ni10Cu15Be12.5的晶化动力学情况.结果表明,在恒速升温情况下,随着升温速率的加快,非晶合金的特征温度TgTxTp均向高温区移动,其过冷液相区的宽度也逐渐增加,表明非晶合金的玻璃转变和晶化均具有动力学效应;在等温晶化情况下,利用JMA方程计算出两种合金的Avrami指数和有效激活能,由此得出这两种合金的晶化同为受扩散机制控制的形核率随时间增加而下降的晶化过程;并且非晶合金Zr52.5Al10Ni10Cu15Be12.5的热稳定性要强于Zr65Al10Ni10Cu15,经过分析认为,造成这一现象的主要原因是原子半径较小的Be原子与合金中的其它原子组成紧密的堆垛结构,抑制了合金元素的长程扩散.     

熔盐电解制备低成本Ti12LC钛合金的研究

利用覆盖渣技术在非真空条件下成功制备出了直径为3 mm的Zr55Ni5Al10Cu30块体非晶合金.采用差示扫描量热法(DSC),将Johnson-Mehl-Avrami理论拓展应用于非晶合金的非等温晶化过程研究.结果表明,Zr55Ni5Al10Cu30块体非晶合金的连续升温晶化过程Avrami指数及形核率随升温速率的升高而呈下降趋势,同时随晶化过程进行呈先增加后减小的规律.Avrami指数最大值出现在晶化体积分数0.3～0.4之间,在低升温速率下Zr55Ni5Al10Cu30块体非晶合金部分晶化过程出现三维形核界面控制长大的形式.     

Co基非晶软磁合金的制备与晶化动力学行为研究

采用旋铸急冷工艺在大气环境中制备出Co6.85Fe4Si10B17.5非晶合金带材.XRD分析表明:样品为完全非晶.用DiamondTG/DTA差热分析仪在高纯氩气保护下测量了非晶薄带的等温晶化动力学曲线.采用JMA方程计算出了合金的晶化动力学参数,在不同的晶化温度下,Avrami指数的值在2.11～2.58之间,晶化激活能Ec为113.67 kJ/mol.Co6.85Fe4Si10B17.5非晶合金的晶化方式是初晶型(761、791、803 K)和共晶型晶化(813 K),合金的晶化百分比与退火时间的关系曲线均为S型曲线.     

Nd—Dy—Fe—Co—B快淬非晶合金的晶化动力学

用差热分析（DTA）,结合X射线衍射（XRD）研究了Nd-Dy-Fe-Co-B非晶合金的晶化动力学。结果表明,温度低于800℃不同升温速率的升温过程中,合金Nd7.5Dy1.5Fe70Co16B5中先后出现三个晶化相：软磁相α-Fe相、亚稳相Nd2Fe23B3和硬磁相Nd2Fe14B。三个晶化相的晶化激活能随晶化份数的增加而降低。α－F的表面激活能为98.09kJ/mol,Nd2Fe23B3和Nd2Fe14B的分别为131．79kJ/mol和129．20kJ/mol.Nd2Fe14B和α－Fe相的晶化行为表明Nd7 .5Dy1.5Fe70Co16B5合金退火时容易形成晶粒粗大的Nd2Fe14B/α-Fe微结构的原因,是Nd2Fe14B和α-Fe相都容易长大造成的。     

Fe-Cr-Mo-B-C-P非晶合金涂层的非等温晶化动力学

采用大气等离子体喷涂技术制备Fe-Cr-Mo-B-C-P非晶合金涂层,利用XRD和SEM检测喷涂态涂层样品的物相和形貌。通过差示扫描量热分析方法(DSC),在不同升温速率下连续加热测得涂层的特征温度。分别利用Kissinger,Augis-Bennett和Ozawa方程计算相应的活化能(Ec和Ep),并用Matusita–Sakka方程计算Avrami指数n进而分析晶化机制。结果表明：通过调控等离子体喷涂工艺参数可成功制备出铁基非晶涂层;随着升温速率的增大,Fe-Cr-Mo-B-C-P非晶合金涂层相应的特征温度也逐渐上升,在晶化过程中存在显著的动力学效应。     

贫稀土Pr4.5Fe77B18.5非晶合金晶化动力学研究

利用X射线衍射分析仪、透射电镜、振动样品磁强计和差示扫描量热仪研究贫稀土非晶Pr4.5Fe77B18.5合金中Fe3B/Pr2Fe14B复合纳米晶的晶体结构、磁性能及其晶化动力学.结果表明,经650℃晶化退火处理后,Pr4.5Fe77B18.5合金的晶化相主要由软磁相Fe3B和硬磁相Pr2Fe14B组成,而且退火后复合纳米晶磁体晶粒细小、分布均匀,磁滞回线呈现单一的硬磁特征,表明其具有较强的交换耦合作用.晶化动力学研究表明,软磁相Fe3B易成核、难生长和Pr2Fe14B相的难成核易生长的晶化行为是Fe3B/Pr2Fe14B复合纳米磁体具有较好磁耦合性能的根本原因.     

Fe_(73.5)Cu_1Nb_3Si_(13.5)B_9非晶合金的晶化动力学

用差热分析(DTA)结合X射线衍射(XRD),研究了Fe_(73.5)Cu_1Nb_3Si_(13.5)B_9非晶合金的晶化动力学。结果表明:温度在0～700℃范围内,该合金的晶化相为α-Fe和Fe_2B;α-Fe相晶化表观激活能为452.39kJ/mol,Fe_2B相的晶化表观激活能395.23kJ/mol;两相在晶化初期激活能最小,随晶化量X_c的增加而迅速增大,在α-Fe的体积分数为30％～80％,Fe_2B的体积分数为40％～80％时,呈现极大值。     

Fe41Co7Cr15Mo14Y2C15B6大块非晶合金的变温晶化动力学研究

采用差热分析法(DTA)研究了具有高玻璃形成能力的Fe41Co7Cr15Mo14Y2C15B6块体非晶合金的变温晶化动力学.由热分析曲线得到玻璃转变温度Tg、晶化起始温度Tx和晶化峰值温度Tp1、Tp2,这些特征温度具有明显的动力学效应.运用Kissinger法和Ozawa法分别计算出不同升温速率下该Fe基块体非晶合金的玻璃转变激活能Eg、晶化激活能Ex与激活能Ep1、Ep2.采用Kissinger方法和Ozawa方法解释了此大块非晶合金具有高的热稳定性的热力学机制.     

ZrCuNiAlTi块体非晶合金的变温晶化行为

研究了Zr56．6Cu17．3Ni12.5Al9．6Ti4（at．％）块体非晶合金连续升温过程中的晶化行为。结果表明，随着升温速度的增加，特征温度Tg，Tx，Tp1，Tp2均向高温区移动，特征温度与升温速度的关系可以用一次指数衰减关系拟合。采用Kissinger法和Ozawa法分别计算了特征温度对应的激活能Eg，Ex，Ep1，Ep2。由于不同升温速度下特征温度对应的晶化体积分数几乎不变，因而，采用Kissinger法计算结果与Ozawa法的计算结果呈现一致性。Eg，Ex，Ep1，Ep2之间的大小关系为：Eg≈Ep1≈Ep2〈Ex。